本发明涉及一种可以用于汽车的底盘(chassis)构件的臂(arm)类、车架、横梁(beam)、支架、加强件等的钢材，更详细地，涉及一种成型性优异的高强度热轧钢板及其制造方法。
背景技术：
：：近年来，降低内燃机汽车的燃油消耗以及由于电动汽车中的电池重量而对运输工具进行轻量化的需求正在持续增加。其中，对汽车底盘构件也随着高强度化而进行薄化。为了确保根据所述薄化的乘客的安全性，目前已开发的钢板以拉伸强度为基准超过750mpa级和980mpa级的水平，从而需要开发1180mpa级的高强度钢板。但是，基于目前已开发的技术，仅简单地增加强度时，发生伸长率、扩孔性等成型性变差的问题。为了确保高强度钢板的成型性，开发了一种在组织中形成残余奥氏体并通过相变诱导塑性(trnasformationinducedplasticity，trip)现象来确保优异的伸长率的技术(专利文献1至专利文献3)。这些技术的主要内容是在微细组织中形成一定分数的多边形铁素体，并且在大角度晶界形成相对粗大且等轴晶形状的残余奥氏体，从而确保伸长率。但是，在加工构件时，由于如上所述的相变诱导塑性现象，残余奥氏体容易转变为马氏体，因此，由于与多边形铁素体的大的硬度差，存在加工底盘构件时代表接近实际成型性模式的冲缘加工性的扩孔性显著降低的缺点。为了克服这种问题，开发了一种如下的技术，该技术中通过增加钢板中的低温铁素体和贝氏体的分数，降低与残余奥氏体的相之间的硬度差，从而同时确保伸长率和扩孔性(专利文献4)。但是，所述技术中为了抑制多边形铁素体的相变而包括进行轧制后进行快速冷却的方法，从而不可避免地需要附加的冷却设备，因此生产性方面存在局限性，并且由于轧制后立即进行快速冷却，因此存在难以均匀地确保卷材内的强度、扩孔性等各种物理性能的问题。[现有技术文献][专利文献](专利文献1)日本公开专利公报第1994-145894号(专利文献2)日本公开专利公报第2008-285748号(专利文献3)韩国公开专利公报第10-2012-0049993号(专利文献4)日本公开专利公报第2012-251201号技术实现要素：要解决的技术问题本发明的一个方面的目的在于提供一种具有高强度且伸长率和扩孔性的成型性优异的热轧钢板及其制造方法。本发明的技术问题并不限于上述内容。本发明的附加技术问题记载于说明书全文中，本发明所属
技术领域：
：的技术人员可以从本发明的说明书中记载的内容没有任何困难地理解本发明的附加技术问题。技术方案本发明的一个实施方案涉及一种成型性优异的高强度热轧钢板，以重量％计，所述高强度热轧钢板包含：c：0.1-0.15％、si：2.0-3.0％、mn：0.8-1.5％、p：0.001-0.05％、s：0.001-0.01％、al：0.01-0.1％、cr：0.7-1.7％、mo：0.0001-0.2％、ti：0.02-0.1％、nb：0.01-0.03％、b：0.001-0.005％、v：0.1-0.3％、n：0.001-0.01％、余量的fe和不可避免的杂质，并且满足以下[关系式1]和[关系式2]，所述热轧钢板的拉伸强度(ts)为1180mpa以上，拉伸强度和伸长率的乘积(ts×el)为20000mpa％以上，拉伸强度和扩孔性的乘积(ts×her)为30000mpa％以上。[关系式1]20≤hγ≤50hγ＝194.5-(428[c]+11[si]+45[mn]+35[cr]-10[mo]-107[ti]-56[nb]-70[v])(其中，[元素符号]表示各元素的含量(重量％)。)[关系式2]0.7≤ap≤3.5ap＝([mo]+[ti]+[nb]+[v])×[c]-1(其中，[元素符号]表示各元素的含量(重量％)。)本发明的另一个实施方案涉及一种制造成型性优异的高强度热轧钢板的方法，所述方法包括以下步骤：以1180-1300℃加热满足上述合金组成以及关系式1和关系式2的钢坯；在ar3以上对经加热的所述钢坯开始进行热轧，并在满足以下[关系式3]的条件下进行热精轧；所述热轧后，以20-400℃/秒的冷却速度进行冷却至500-600℃的温度范围(一次冷却)；所述一次冷却后，冷却至350-500℃的温度范围(二次冷却)；以及在所述350-500℃的温度下进行收卷。[关系式3]900≤t*≤960t*＝t+225[c]0.5+17[mn]-34[si]-20[mo]-41{v](其中，t表示热精轧温度(fdt)，[元素符号]表示各元素的含量(重量％)。)有益效果本发明的热轧钢板的优点在于，具有优异的强度，并且成型性优异。因此，通过利用本发明的热轧钢板，可以促进对汽车底盘构件的高强度薄化。附图说明图1是示出本发明的实施例中的发明例和比较例的拉伸强度和伸长率的乘积(ts×el)以及拉伸强度和扩孔性的乘积(ts×her)的分布的图表。图2的(a)和(b)分别是示出观察实施例中的发明例7和比较例2的微细组织的照片的图。图3的(a)、(b)和(c)分别是示意性地示出实施例中的比较例14、发明例7和比较例15的残余奥氏体和紧邻组织中的析出物的关系的示意图。最佳实施方式普通的相变诱导塑性(trip)钢用于在构件的成型时需要高延展性的汽车车身构件中，由于构件的特性，需要2.5mmt水平以下的薄材料。因此，热轧后进行冷轧，之后在可以相对稳定地控制温度和板通过速度的退火工艺中，通过热处理过程实现组织。但是，用于诸如本发明的底盘构件等时，通常厚度为1.5-5mmt的范围，并且根据情况，厚度可能会比这更厚，因此也存在不适合通过冷轧进行制造的情况。此外，就底盘构件等而言，在制造钢板时不仅需要简单地确保延展性，而且还需要确保优异的扩孔性，因此在冶金学上需要适当地形成残余奥氏体，并且还需要减少与基体组织的相之间的硬度差。本发明是为了克服上述技术难点、实现热轧钢板的trip特性并确保优异的扩孔性而提出的。以下，对本发明进行详细说明。首先，对本发明的热轧钢板的合金组成进行详细说明。以重量％计，本发明的热轧钢板包含：c：0.1-0.15％、si：2.0-3.0％、mn：0.8-1.5％、p：0.001-0.05％、s：0.001-0.01％、al：0.01-0.1％、cr：0.7-1.7％、mo：0.0001-0.2％、ti：0.02-0.1％、nb：0.01-0.03％、b：0.001-0.005％、v：0.1-0.3％、n：0.001-0.01％、余量的fe和不可避免的杂质。碳(c)：0.1-0.15重量％(以下，称为％)所述c是用于强化钢的最经济且最有效的元素。当c的添加量增加时，增加贝氏体的分数，从而增加强度，并且有助于残余奥氏体的形成，因此还有利于基于相变诱导塑性效果确保伸长率。但是，当c的含量小于0.1％时，在热轧后进行冷却的过程中不能充分确保贝氏体和残余奥氏体的分数，并且由于淬透性的降低，促进多边形铁素体的形成，当c的含量超过0.15％时，由于马氏体的分数增加，存在强度过度增加和焊接性、成型性降低的问题。因此，所述c的含量优选为0.1-0.15％。硅(si)：2.0-3.0％所述si是使钢水脱氧并通过固溶强化效果而有助于增加强度的元素。此外，所述si抑制组织中碳化物的形成，并且有助于在冷却过程中形成残余奥氏体。但是，当si的含量小于2.0％时，抑制组织中的碳化物的形成以及确保残余奥氏体的稳定性的效果降低。另一方面，当si的含量超过3.0％时，过度促进铁素体的相变，从而组织中的贝氏体和残余奥氏体的分数反而会降低，因此难以确保充分的物理性能。此外，由于在钢板的表面形成si导致的红色氧化皮，从而存在钢板表面变差且焊接性降低的问题。因此，所述si的含量优选为2.0-3.0％。锰(mn)：0.8-1.5％与si一样，所述mn是使钢固溶强化的有效的元素，通过提高钢的淬透性，在热轧后进行冷却的过程中有助于贝氏体或残余奥氏体的形成。但是，当mn的含量小于0.8％时，无法获得添加mn所带来的上述效果，当mn的含量超过1.5％时，不仅增加马氏体的分数，而且在连铸工艺中铸造板坯时厚度中心部的偏析部大大地发达，因此存在成型性变差的问题。因此，所述mn的含量优选为0.8-1.5％。磷(p)：0.001-0.05％所述p是钢中存在的杂质，当p的含量超过0.05％时，由于显微偏析，会降低延展性，并且会使钢的冲击特性变差。另外，为了制造p含量小于0.001％的钢，在炼钢操作时需要大量的时间和努力，因此会大大地降低生产性。因此，所述p的含量优选为0.001-0.05％。硫(s)：0.001-0.01％所述s是钢中存在的杂质，当s的含量超过0.01％时，s与锰等结合形成非金属夹杂物，因此存在大幅降低钢的韧性的问题。另一方面，为了将s的含量控制在小于0.001％，炼钢操作时需要大量的时间和努力，因此会大大地降低生产性。因此，所述s的含量优选为0.001-0.01％。铝(al)：0.01-0.1％所述铝(优选为酸溶铝(sol.al))主要是为了脱氧而添加的成分，为了期待充分的脱氧效果，优选包含0.01％以上的铝。但是，当al的含量超过0.1％而过多时，由于al与氮结合而形成aln，从而在连续铸造时容易产生板坯角裂，并且容易发生由于夹杂物的形成而引起的缺陷，因此，为了防止这种问题，al的含量优选为0.1％以下。因此，所述al的含量优选为0.01-0.1％。铬(cr)：0.7-1.7％所述cr使钢固溶强化，并且与mn一样，所述cr在冷却时延迟铁素体相变，因此起到有助于形成贝氏体和残余奥氏体的作用。为了获得这种效果，优选包含0.7％以上的cr。但是，当cr的含量超过1.7％时，贝氏体和马氏体的相分数增加至所需的水平以上，因此发生伸长率急剧降低的问题。因此，所述cr的含量优选为0.7-1.7％。钼(mo)：0.0001-0.2％所述mo通过增加钢的淬透性而有助于贝氏体的形成。为此，优选包含0.0001％以上的mo。但是，当mo的含量超过0.2％而过多时，由于淬透性的增加，形成马氏体，从而成型性急剧变差，并且在经济性方面和焊接性方面可能也不利。因此，所述mo的含量优选为0.0001-0.2％。钛(ti)：0.02-0.1％所述ti与nb、v一起是代表性的析出强化元素，由于与n的强的亲和力，在钢中形成粗大的tin。所述tin在用于热轧的加热过程中起到抑制晶粒生长的作用。另外，与n反应后剩余的ti在钢中固溶并与碳结合而形成tic析出物，这种tic析出物起到提高钢的强度的作用。本发明中为了获得这种技术效果，优选包含0.02％以上的所述ti。但是，当ti的含量超过0.1％而过多时，tin或tic过度析出，因此钢中形成贝氏体和残余奥氏体所需的固溶c的含量可能会急剧降低，并且由于析出物的粗大化，扩孔性可能会降低。因此，所述ti的含量优选为0.02-0.1％。铌(nb)：0.01-0.03％所述nb与ti、v一起是代表性的析出强化元素，所述nb在热轧过程中析出，通过延迟再结晶而使晶粒微细化，从而起到改善钢的强度和冲击韧性的作用。为了这种效果，优选包含0.01％以上的所述nb。但是，当nb的含量超过0.03％而过多时，在热轧过程中钢中的固溶c的含量急剧减少，因此不能确保充分的贝氏体和残余奥氏体，并且由于过度延迟再结晶，形成被拉伸的晶粒，因此可能会使成型性变差。因此，所述nb的含量优选为0.01-0.03％。硼(b)：0.001-0.005％所述b在确保钢的淬透性方面非常有效，而且所述b以固溶状态存在时，具有通过稳定晶界来改善低温区的钢的脆性的效果。此外，所述b与固溶n形成bn，从而起到抑制形成粗大的氮化物的作用。为了获得这种效果，优选包含0.001％以上的b。但是，当b的含量超过0.005％而过多时，在热轧过程中延迟再结晶行为，并且析出强化效果会减少。因此，所述b的含量优选为0.001-0.005％。钒(v)：0.1-0.3％所述v与ti、nb一起是代表性的析出强化元素，并且在收卷后形成析出物，从而起到提高钢的强度的作用。为了获得这种效果，优选包含0.1％以上的v。但是，当v的含量超过0.3％而过多时，由于形成粗大的复合析出物，从而成型性变差，并且在经济性方面也不利。因此，所述v的含量优选为0.1-0.3％。氮(n)：0.001-0.01％所述n与碳一起是代表性的固溶强化元素，并且与ti、al等一起形成粗大的析出物。通常，氮的固溶强化效果比碳优异，但随着钢中的氮含量的增加，存在韧性大幅降低的问题，因此优选包含0.01％以下的n。另外，为了制造n的含量小于0.001％的钢，炼钢操作需要大量的时间，因此生产性可能会降低。因此，所述n的含量优选为0.001-0.01％。余量包含fe和不可避免地包含的杂质。在不损害本发明的技术效果的范围内，除了包含上述合金成分之外，并不排除可以进一步包含的合金成分。本发明的热轧钢板的所述合金组成优选满足以下[关系式1]和[关系式2]。[关系式1]20≤hγ≤50hγ＝194.5-(428[c]+11[si]+45[mn]+35[cr]-10[mo]-107[ti]-56[nb]-70[v])所述关系式1中[元素符号]表示各合金成分的含量(重量％)。所述关系式1中hγ是以成分的关系式表示作为淬透性强化元素的c、si、mn、cr、mo、nb及v的添加所带来的确保残余奥氏体的稳定性的效果和mo、ti、nb及v的添加所带来的通过在残余奥氏体的紧邻组织晶粒中形成析出物来降低相之间的硬度差的效果的。所述关系式1中，当hγ小于20时，淬透性效果高，从而虽然能确保残余奥氏体的稳定性，但在残余奥氏体晶粒中过度的合金成分的富集现象导致残余奥氏体急剧固化。因此，与铁素体组织或贝氏体组织的相之间的硬度差增加，因此钢板的扩孔性可能会变差。另一方面，当hγ超过50时，由于残余奥氏体的紧邻组织中形成过度的析出物，残余奥氏体中的碳含量不足，导致残余奥氏体的稳定性变差，因此可能会发生伸长率变差的问题。另外，除了所述[关系式1]之外，为了在残余奥氏体的紧邻组织中形成适当分数的析出物，优选满足所述[关系式2]。[关系式2]0.7≤ap≤3.5ap＝([mo]+[ti]+[nb]+[v])×[c]-1所述关系式2中[元素符号]表示各合金成分的含量(重量％)。当所述ap的值小于0.7时，在残余奥氏体的紧邻组织中不能形成充分的析出物，当所述ap的值超过3.5时，由于过度的析出，如上所述的残余奥氏体的稳定性会变差。本发明的热轧钢板的微细组织以贝氏体作为基体组织，并以面积分数计，包含5-15％的铁素体、5-20％的残余奥氏体，并且可以包含10％以下的其它不可避免的组织。所述不可避免的组织可以包含马氏体、岛状马氏体(马氏体-奥氏体组元(martensiteausteniteconstituent)，ma)等，它们之和优选不超过10％。当不可避免的组织超过10％时，残余奥氏体的分数降低，从而伸长率变差，并且由于与铁素体和贝氏体组织的相之间的硬度差，扩孔性可能也会变差。当所述铁素体的分数小于5％时，钢板的伸长率大部分依赖于残余奥氏体，因此难以确保本发明所期望的水平的伸长率，当所述铁素体的分数超过15％时，难以确保充分的强度。另外，当所述残余奥氏体的分数小于5％时，由于微细组织中的诸如马氏体的低温相变相的分数过度增加，易于确保强度，但在伸长率方面变差。另一方面，当残余奥氏体的分数超过20％时，由于各个残余奥氏体中的碳含量的减少而导致稳定性差，在变形初期几乎全部加工诱导转变为马氏体，因此存在延展性降低的问题。所述铁素体的平均硬度值优选为200hv以上。当所述硬度值小于200hv时，由于与贝氏体和残余奥氏体的高的相之间的硬度差，扩孔性可能会变差。为了确保所述铁素体的平均硬度值，重要的是确保铁素体中的小角度晶界分数、位错密度以及析出物，为此，制造钢板时，不仅需要设计钢板的成分，而且需要优化的工艺。本发明的热轧钢板的微细组织中的位于距所述残余奥氏体晶界100μm以内的铁素体中的直径为5nm以上的析出物的数量优选为5×10n个/mm2(1≤n≤3)。当所述析出物的数量小于有效范围时，由于降低残余奥氏体和相邻的组织之间的相之间的硬度差的效果不充分，难以确保扩孔性，当所述析出物的数量超过有效范围时，由于过度的析出而导致残余奥氏体和贝氏体的分数降低，因此存在强度和延展性变差的问题。对所述析出物的种类不作特别限制，但可以是包含mo、ti、nb和v中的一种以上的碳化物、氮化物等。优选地，本发明的热轧钢板的拉伸强度(ts)为1180mpa以上，拉伸强度和伸长率的乘积(ts×el)为20000mpa％以上，拉伸强度和扩孔性的乘积(ts×her)为30000mpa％以上。接着，对本发明的制造热轧钢板的一个实例进行详细说明。本发明的热轧钢板可以通过对满足上述合金组成的钢坯进行加热-热轧-冷却-收卷的工艺来制造。以下，对所述各工艺进行详细说明。准备具有如上所述的合金组成的钢坯，并优选以1180-1300℃的温度对所述钢坯进行加热。当所述加热温度低于1180℃时，由于钢坯的蓄热不足，在热轧时难以确保温度，并且难以通过扩散来消除连铸时发生的偏析，另外，由于连铸时析出的析出物无法充分再固溶，因此在热轧后的工艺中难以起到析出强化效果。另一方面，当所述加热温度超过1300℃时，由于奥氏体晶粒的粗大的生长，促进强度的降低和组织的不均匀，因此所述板坯的加热温度优选为1180-1300℃。对加热的所述钢坯进行热轧。优选地，在铁素体相变起始温度(ar3)以上的温度区中对加热的所述钢坯开始进行轧制，将热精轧温度控制在满足以下[关系式3]的温度范围。[关系式3]900≤t*≤960t*＝t+225[c]0.5+17[mn]-34[si]-20[mo]-41[v](其中，t表示热精轧温度(fdt)，[元素符号]表示各元素的含量(重量％)。)当所述热轧时的精轧温度低于关系式3的范围时，由于相对粗大且细长的铁素体的分数增加，难以确保所期望的强度和成型性，另一方面，当所述热轧时的精轧温度超过关系式3的范围时，由于高轧制温度而形成粗大的组织，导致强度降低以及氧化皮性表面缺陷增加，从而在另一个观点上存在成型性变差的问题。所述t*是用于抑制由于在轧制前或在轧制过程中可能会发生的两相区中的相变而被拉伸的粗大的铁素体的形成的有效温度范围。添加诸如c或mn的延迟铁素体相变的合金元素时，所述t*的范围增加，但用于促进铁素体相变的si的含量增加时，会使t*的范围缩小。此外，与所述c和mn相似地，mo和v具有增加相变时的淬透性的结果，但所述mo和v是容易与c结合而形成碳化物的元素，通过形成这种碳化物，消耗形成贝氏体和残余奥氏体所需的c，因此不能确保本发明中提出的物理性能。因此，当所述t*小于900时，由于被拉伸的粗大的铁素体的分数高，降低贝氏体的分数和残余奥氏体的分布行为的均匀性，因此不仅降低强度，而且使成型性变差。另一方面，当所述t*超过960时，为了确保高轧制温度，不可避免地需要进行高温的加热操作，从而频繁发生氧化皮性缺陷，导致表面质量变差，而且形成粗大的组织，因此可能难以确保强度和成型性。对经热轧的所述钢板以20-400℃/秒的冷却速度进行冷却至500-600℃的温度范围(一次冷却)。当快速冷却至所述一次冷却终止温度低于500℃时，钢板可能被快速冷却至沸腾过渡温度区，因此可能会发生形状和材质均匀性变差的问题。另一方面，当所述一次冷却终止温度超过600℃时，多边形铁素体的分数过度增加，因此难以确保充分的强度和扩孔性。当所述一次冷却速度超过400℃/秒时，在设备操作方面存在局限性，并且由于过度的冷却速度导致的铁素体和贝氏体的相变行为的不均匀性，形状和材质均匀性可能会变差。另一方面，当以小于20℃/秒的冷却速度进行冷却时，在冷却过程中发生铁素体和珠光体的相变，因此不能确保所期望的水平的强度和扩孔性的值。另外，所述一次冷却速度更优选为70-400℃/秒。另外，所述一次冷却后，根据需要，为了低温铁素体的形成和析出效果的提升，还可以包括以0.05-4.0℃/秒的冷却速度进行极缓慢冷却12秒以下的工艺。当所述极缓慢冷却的进行超过12秒时，在实际输出辊道(runouttable，rot)区间的控制不容易，并且由于组织中铁素体分数的过度增加，难以确保所需的贝氏体和残余奥氏体的分数，因此难以确保所期望的物理性能。所述一次冷却后，以0.5-70℃/秒的冷却速度进行冷却至350-500℃的温度范围(二次冷却)。根据情况，在所述二次冷却过程中可以包括极缓慢冷却工艺。当所述二次冷却终止温度低于350℃时，马氏体和ma相的分数过度增加，当所述二次冷却终止温度超过500℃时，不能确保贝氏体和残余奥氏体的相分数，因此在本发明中提出的1180mpa以上的拉伸强度下无法同时确保伸长率和扩孔性。另外，当所述二次冷却速度小于0.5℃/秒时，由于形成过多的铁素体，无法充分确保贝氏体和残余奥氏体，因此难以确保强度，并且由于相之间的硬度差，扩孔性可能会变差。另一方面，当冷却速度超过70℃/秒时，贝氏体的分数增加，并且铁素体和残余奥氏体的分数降低，因此难以确保伸长率。另外，所述二次冷却速度更优选为0.5-50℃/秒。优选地，完成所述二次冷却的热轧钢板优选在该温度下进行收卷。对收卷的所述热轧钢板自然冷却至常温至200℃的温度范围，然后可以通过校正来矫正形状，并可以通过酸洗或者与酸洗相似的工艺来去除表层部的氧化皮。当所述钢板温度超过200℃时，校正时容易矫正形状，但由于在酸洗过程中的过度酸洗，存在表层部的粗糙度变差的问题。此外，根据需要可以形成镀层。对所述镀覆的种类和方法不作特别限制。但是，为了在诸如用于镀覆的加热的钢板的热处理时抑制贝氏体、残余奥氏体等低温相变相的退火现象，优选在低于600℃下进行。具体实施方式以下，对本发明的实施例进行详细说明。以下实施例仅用于本发明的理解，并不是用于限定本发明的权利范围。这是因为，本发明的权利范围是由权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容所确定。(实施例)制造具有下表1的合金组成(重量％，余量为fe和不可避免的杂质)的钢坯，然后以1250℃进行加热，并在轧制后的精轧温度满足[关系式3]的范围内进行热轧至2.5-3.5mmt，然后以表2中公开的冷却条件进行冷却，从而制造热轧钢板。此时，二次冷却时的冷却速度控制在0.5-70℃/秒的范围内，冷却至表2中示出的二次冷却终止温度后进行收卷。之后，在空气中自然冷却至常温，然后通过校正来矫正形状并通过酸洗工艺来去除表层部的氧化皮。利用扫描电子显微镜(scanningelectronmicroscope，sem)观察如上所述制造的热轧钢板的微细组织，并利用图像分析仪(imageanalyzer)计算面积分数，并将其结果示于表3中。特别地，对于ma相的面积分数，通过lepera蚀刻方法进行蚀刻后同时利用光学显微镜和sem进行测量。特别地，利用透射电子显微镜(transmissionelectronmicroscope，tem)确定残余奥氏体(ra)和残余奥氏体的紧邻组织的碳含量和析出物的分布，发明例和比较例的析出物的数量均是对500nm2的面积、10个区域计算直径为5nm以上的析出物的数量的平均值。另外，相对于所制造的热轧钢板的轧制方向，以90°和0°的方向为基准，准备jis5号标准试片，以10mm/分钟的应变速度在常温下进行拉伸试验，从而测量屈服强度(ys)、拉伸强度(ts)和伸长率(el)。这些分别表示0.2％偏移(off-set)的屈服强度、拉伸强度和断裂伸长率。所述屈服强度和拉伸强度是评价相对于轧制方向为90°的试片的结果，伸长率是评价相对于轧制方向为0°的试片的结果。将所述拉伸强度和伸长率示于下表3中。对于扩孔性(her)，准备长度和宽度为约120mm的尺寸的正方形试片，通过冲孔操作在试片的中央打出直径为10mm的孔，然后使毛刺(burr)向上，并向上推动圆锥体，并计算相对于最小孔径(10mm)的圆周部分产生裂纹之前的孔径的百分比，并示于表3中。[表1](所述关系式1是hγ＝194.5-(428[c]+11[si]+45[mn]+35[cr]-10[mo]-107[ti]-56[nb]-70[v])，关系式2是ap＝([mo]+[ti]+[nb]+[v])×[c]-1。)[表2]所述关系式3通过t*＝t+225[c]0.5+17[mn]-34[si]-20[mo]-41[v]进行计算，所述中间温度表示一次冷却终止温度和二次冷却起始温度的中间点。[表3](所述表3中，f：铁素体，b：贝氏体，m：马氏体，ma：岛状马氏体，ra：残余奥氏体，∑nppt：距残余奥氏体晶界100μm以内包含的析出物的每1mm2的单位面积的数量。)如所述表3中所示，满足本发明的组成和制造条件时，具有1180mpa以上的高强度，并且ts×el为20000mpa％以上，ts×her为30000mpa％，因此可以确保优异的成型性。图1是示出上述发明例和比较例的ts×el和ts×her的分布的图表。根据图1可以确认，满足本发明中提出的条件的发明例的情况下，均确保优异的物理性能。图2的(a)和(b)是示出利用sem分别观察发明例7和比较例2的微细组织的照片的图，可以确认所述发明例7是在贝氏体(b)主相中包含一部分铁素体(f)和残余奥氏体(ra)，另一方面，比较例2中形成过多的铁素体(f)。由此，可以确认比较例2中未能确保本发明中提出的强度。图3的(a)、(b)和(c)分别是示意性地示出比较例14、发明例7和比较例15的残余奥氏体和紧邻组织中的析出形成行为的图。图3的(a)的情况下，可知形成过多的贝氏体，因此残余奥氏体的紧邻组织中几乎没有形成析出物。另一方面，在图3的(c)中，由于二次冷却不充分，在残余奥氏体的紧邻组织中形成过多的析出物，从而用于确保残余奥氏体的稳定性的碳含量不充分，因此没有充分确保伸长率。如所述表3中所示，比较例1至比较例10是钢板的组成、关系式1或关系式2不属于本发明的适当范围的情况，因此未能确保本发明中提出的物理性能。特别地，比较例9和比较例10中mo、ti、nb及v的含量不在本发明提出的范围内，从而残余奥氏体的紧邻组织中的析出物的数量不在本发明中提出的有效范围内，因此未能确保优异的物理性能。比较例11至比较例15是各成分满足本发明的有效范围，但热轧后的精轧温度、冷却条件不在本发明中提出的有效范围内的情况。比较例11至比较例15的情况下，可知未能确保本发明中提出的ts×el和ts×her。当前第1页12当前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